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JP5846311B2 - 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性に優れた厚肉高張力鋼およびその製造方法 - Google Patents

溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性に優れた厚肉高張力鋼およびその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、船舶や海洋構造物、圧力容器、ペンストックなど鉄鋼構造物に用いられる高張力鋼およびその製造方法に関する。特に、本発明は、降伏応力（ＹＳ）が４２０ＭＰａ以上で、母材の強度・靭性(toughness)に優れるだけでなく、多層溶接（multilayer weld）部の低温靭性（ＣＴＯＤ特性）にも優れる厚肉高張力鋼(heavy wall thickness high-strength steel plate)とその製造方法に関するものである。
船舶や海洋構造物、圧力容器に用いられる鋼は溶接接合して、所望の形状の構造物として仕上げられる。そのため、これらの鋼には、構造物の安全性の観点から母材の強度が高く、靭性が優れていることはもちろんのこと、溶接継手部（溶接金属(weld metal)や熱影響部(heat-affected zone)）の靭性に優れていることが要求される。
鋼の靭性の評価基準としては、従来、主にシャルピー衝撃試験による吸収エネルギーが用いられてきた。近年では、評価の信頼性をより高めるために、き裂開口変位試験（Crack Tip Opening Displacement Test、以降ＣＴＯＤ試験）が用いられることが多い。この試験は、靭性評価部に疲労予き裂(fatigue precrack)を発生させた試験片を３点曲げし、破壊直前のき裂の口開き量（塑性変形量）を測定して脆性破壊(brittle fracture)の発生抵抗を評価するものである。
ＣＴＯＤ試験では疲労予き裂を用いるので極めて微小な領域が靭性評価部となり、局所脆化域が存在すると、シャルピー衝撃試験で良好な靭性が得られても、低い靭性を示す場合がある。
局所脆化域は、板厚が厚い鋼など多層盛溶接により複雑な熱履歴を受ける溶接熱影響部（以下、ＨＡＺとも称する）で、発生しやすく、ボンド部（溶接金属と母材の境界）やボンド部が２相域に再加熱される部分（１サイクル目の溶接で粗粒となり、後続の溶接パスによりフェライトとオーステナイトの２相域に加熱される領域、以下２相域再加熱部）が局所脆化域となる。
ボンド部は、融点直下の高温にさらされるため、オーステナイト粒が粗大化し、引き続く冷却により靭性の低い上部ベイナイト組織に変態しやすいことから、マトリクス自体の靭性が低い。また、ボンド部では、ウッドマンステッテン組織(Widmannstaetten structure)や島状マルテンサイト（martensite-austenite constituent ＭＡ）などの脆化組織が生成しやすく、靭性はさらに低下する。
溶接熱影響部の靭性を向上させるため、例えば鋼中にＴｉＮを微細分散させ、オーステナイト粒の粗大化を抑制したり、フェライト変態核として利用したりする技術が実用化されている。しかしながら、ボンド部においてはＴｉＮが溶解する温度域にまで加熱されることがあり、溶接部の低温靭性要求が厳しいほど、上述の作用効果が発揮されなくなる。
一方、特許文献１や特許文献２には、希土類元素（ＲＥＭ）をＴｉと共に複合添加して鋼中に微細粒子を分散させることにより、オーステナイトの粒成長を抑制し、溶接部の靭性を向上させる技術が開示されている。
その他に、Ｔｉの酸化物を分散させる技術や、ＢＮのフェライト核生成能と酸化物分散を組み合わせる技術、さらにはＣａやＲＥＭを添加して硫化物の形態を制御することにより、靭性を高める技術も提案されている。
しかし、これらの技術は、比較的低強度で合金元素量の少ない鋼材が対象であるところ、より高強度で合金元素量の多い鋼材の場合はＨＡＺ組織がフェライトを含まない組織となるために、適用できない。
そのため、溶接熱影響部においてフェライトを生成しやすくする技術として、特許文献３には、主にＭｎの添加量を２質量％以上に高める技術が開示されている。しかし、連続鋳造材ではスラブの中心部にＭｎが偏析しやすく、母材のみならず溶接熱影響部でも中心偏析部は硬度を増し、破壊の起点となるため、母材およびＨＡＺの靭性の低下を引き起こす。
一方、２相域再加熱部は、２相域再加熱で、オーステナイトに逆変態した領域に炭素が濃化して、冷却中に島状マルテンサイトを含む脆弱なベイナイト組織が生成され、靭性が低下する。そこで、鋼中のＣ量、Ｓｉ量を低くし、島状マルテンサイトの生成を抑制して靭性を向上させ、Ｃｕを添加することにより母材強度を確保する技術が開示されている（例えば、特許文献４および５）。これらは、Ｃｕの析出強化により強度を高める方法である。特許文献４は圧延後の冷却速度を０．１℃／ｓ以下とし、この過程でＣｕ粒子を析出させる方法を取っている。特許文献４に記載の方法は、製造安定性に課題がある。また、特許文献５ではＮ／Ａｌ比を０．３〜３．０とすることでＡｌＮの粗大化や固溶Ｎの悪影響による靭性劣化を抑制している。しかし、固溶ＮはＴｉによる抑制がより容易である。
特公平０３−０５３３６７号公報 特開昭６０−１８４６６３号公報 特許第３６９７２０２号公報 特許第３０４５８５６号公報 特許第４４３２９０５号公報
近年、船舶や海洋構造物、圧力容器、ペンストックなど、鉄鋼構造物の大型化に伴い、これら鉄鋼構造物に用いられる鋼材は、いっそうの高強度化が要望されている。これら鉄鋼構造物に用いられる鋼材は、例えば、板厚が３５ｍｍ以上の厚肉材が多いので、降伏強度４２０ＭＰａ級やそれ以上の強度を確保するためには添加する合金元素を多くする鋼成分系が有利である。しかしながら、前述したように、ボンド部や２相域再加熱部の靭性向上は、合金元素量の多い高強度鋼材を対象に十分検討されているとは言難い。
そこで、本発明は、船舶や海洋構造物、圧力容器、ペンストックなど鉄鋼構造物に用いて好適な、降伏応力（ＹＳ）が４２０ＭＰａ以上で、多層溶接部の溶接熱影響部の低温靭性（ＣＴＯＤ特性）に優れる高張力鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者等は、上記課題を解決するため鋭意検討し、以下の技術思想に基づいて具体的な成分設計を行い、本発明を完成した。
１．ＣＴＯＤ特性は鋼板全厚の試験片で評価されるため、成分の濃化する中心偏析部が破壊の起点となる。従って、溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性を向上するため、鋼板の中心偏析として濃化しやすい元素を適正量に制御し、中心偏析部の硬化を抑制する。溶鋼が凝固する際に最終凝固部となるスラブの中心において、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｎｉ、Ｎｂが他の元素に比べて濃化度が高いため、これらの元素の添加量を、中心偏析部硬さを指標として用いて制御して中心偏析での硬さを抑制する。
２．溶接熱影響部の靭性を向上させるため、ＴｉＮを有効利用して溶接ボンド部近傍でオーステナイト粒の粗大化を抑制する。Ｔｉ／Ｎを適正量に制御することにより、鋼中にＴｉＮを均一に微細分散できる。
３．硫化物の形態制御を目的として添加しているＣａの化合物（ＣａＳ）の晶出を、溶接熱影響部の靭性向上に利用する。ＣａＳは、酸化物に比べて低温で晶出するため、均一に微細分散することができる。そして、ＣａＳの添加量および添加時の溶鋼中の溶存酸素量を適正範囲に制御することによって、ＣａＳ晶出後でも固溶Ｓが確保されるので、ＣａＳの表面上にＭｎＳが析出して複合硫化物を形成する。このＭｎＳの周囲には、Ｍｎの希薄帯が形成されるので、フェライト変態がより促進される。
すなわち本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．０２０〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０１〜０．３５％、Ｍｎ：１．２０〜２．３０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００３５％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｃｕ：０．７０〜１．５０％、Ｎｉ：０．４０〜２．００％，Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．００２０〜０．００５０％、Ｏ：０．００３０％以下を含有し、（１）式で規定されるＣｅｑ：０．５２％以下、Ｔｉ／Ｎ：１．５０〜４．００、並びに、（２）式を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板の中心偏析部の硬さが（３）式を満足することを特徴とする溶接熱影響部ＣＴＯＤ特性に優れた厚肉高張力鋼。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／ ５・・・（１）
５．５［Ｃ］４／３＋１５［Ｐ］＋０．９０［Ｍｎ］＋０．１２［Ｎｉ］＋７．９［Ｎｂ］１／２＋０．５３［Ｍｏ］ ≦３．５０ ・・・（２）
ここで、［Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）。
ＨＶｍａｘ／ＨＶａｖｅ ≦ １．３５＋０．００６／［Ｃ］−ｔ／５００ ・・・（３）
ＨＶｍａｘは中心偏析部のビッカース硬さの最大値、ＨＶａｖｅは表裏面から板厚の１／４までと中心偏析部とを除く部分のビッカース硬さの平均値、［Ｃ］はＣ含有量（質量％）、ｔは鋼板の板厚（ｍｍ）。
２．鋼組成に、更に、質量％で、Ｃｒ：０．１０〜１．００％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．００５〜０．０５０％、の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする、１に記載の溶接熱影響部ＣＴＯＤ特性に優れた厚肉高張力鋼。
３．鋼組成に、更に、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、（４）式を満たすことを特徴とする、１または２に記載の溶接熱影響部ＣＴＯＤ特性に優れた厚肉高張力鋼。
０＜｛［Ｃａ］−（０．１８＋１３０×［Ｃａ］）×［Ｏ］｝／１．２５／［Ｓ］＜１．００ ・・・（４）ここで、［Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）。
４．１乃至３の何れか一つに記載の成分組成を有する鋼を１０３０〜１２００℃に加熱後、９５０℃以上の温度域における累積圧下率が３０％以上、９５０℃未満の温度域における累積圧下率が３０〜７０％となる熱間圧延を施し、その後、６００℃以下までを冷却速度１．０℃／ｓ以上で加速冷却後、４５０〜６５０℃に焼戻し処理を施すことを特徴とする溶接熱影響部ＣＴＯＤ特性に優れた厚肉高張力鋼の製造方法。
本発明によれば、海洋構造物など大型の鉄鋼構造物に用いて好適な、降伏応力（ＹＳ）が４２０ＭＰａ以上で、多層溶接部のＣＴＯＤ特性に優れる厚肉高張力鋼とその製造方法が得られ、産業上極めて有用である。
本発明では成分組成と板厚方向硬さ分布を規定する。
１．成分組成
成分組成の限定理由について説明する。説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．０２０〜０．０８０％
Ｃは、高張力鋼板としての母材の強度確保に必要な元素である。Ｃ量が０．０２０％未満では焼入性が低下する。また、Ｃ量を０．０２０％未満として、母材の強度を確保しようとすると、強度確保のために、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの焼入性向上元素の多量添加が必要となる。このようにＣ量を０．０２０％未満にすることは、コスト高を招く。また、０．０８０％を超えるＣの含有は、溶接性を低下させることに加え、溶接部靭性を著しく低下させる。従って、Ｃ量は０．０２０〜０．０８０％の範囲とする。好ましくは、０．０２０〜０．０７０％であり、より好ましくは０．０２０〜０．０６０％であり、最も好ましくは０．０２０〜０．０５０％未満である。
Ｓｉ：０．０１〜０．３５％
Ｓｉは、脱酸元素として、また、十分な母材強度を得るために添加する成分である。したがって、Ｓｉの含有量は０．０１％以上とする。しかし、Ｓｉ量が０．３５％を超えると、溶接性が低下し、さらに、溶接継手靭性も低下する。Ｓｉ量は０．０１〜０．３５％とする必要がある。好ましくは、０．２３％以下である。
Ｍｎ：１．２０〜２．３０％
Ｍｎは母材強度および溶接継手強度を確保するための元素であり、Ｍｎ量は１．２０％以上とする。しかし、Ｍｎ量が２．３０％を超えると、溶接性が低下し、また、焼入性が過剰となり、母材靭性および溶接継手靭性が低下する。そこで、Ｍｎ量は１．２０〜２．３０％の範囲とする。また、Ｍｎ量は１．５０％を超え、２．３０％以内であることが好ましい。
Ｐ：０．００８％以下
不純物元素であるＰは、母材靭性および溶接部靭性を低下させる。特に溶接部において、Ｐ量が０．００８％を超えるとＣＴＯＤ特性が著しく低下する。そこで、Ｐ量は０．００８％以下とする。Ｐ量の好ましい範囲は０．００５％以下であり、より好ましくは０．００４％以下である。このようにＰ量を少なくするためには、例えば、連続鋳造法において軽圧下を行ったり、連続鋳造機の下流側で電磁攪拌を行ったりする等して、意図的にＰ量を低くする操作を行う必要がある。
Ｓ：０．００３５％以下
Ｓは、不可避的に混入する不純物である。Ｓ量が０．００３５％を超えると母材および溶接部の靭性が低下する。そこで、Ｓ量は０．００３５％以下とする。好ましくは、０．００３０％以下である。
Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％
Ａｌは、溶鋼を脱酸するために添加される元素であり、０．０１０％以上含有させる必要がある。一方、０．０６０％を超えるＡｌの含有は、母材および溶接部の靭性を低下させるとともに、溶接による希釈によって溶接金属部にＡｌが混入し、靭性を低下させる。そこで、Ａｌ量は０．０６０％以下に制限する。好ましくは０．０１７〜０．０５５％であり、より好ましくは０．０１５％超え０．０５５％以内であり、最も好ましくは０．０２０％超え０．０５５％以下である。なお、本発明においてＡｌ量は、酸可溶性Ａｌ（Ｓｏｌ．Ａｌなどとも称される）で規定するものとする。
Ｃｕ：０．７０〜１．５０％
Ｃｕは微細な析出物とすることで、母材の強度を向上させることができる。その効果を得るには、Ｃｕ量を０．７０％以上とする。一方、Ｃｕ量が１．５０％を超えると熱間延性が低下するので、Ｃｕ量を１．５０％以下に制限する。好ましくは０．８０〜１．３０％である。
Ｎｉ：０．４０〜２．００％
Ｎｉは、鋼の強度と靭性の向上に有効な元素であり、溶接部のＣＴＯＤ特性の向上にも有効である。この効果を得るには、Ｎｉ量を０．４０％以上にする必要がある。しかし、Ｎｉは高価な元素であり、また、Ｎｉを添加し過ぎると鋳造時にスラブの表面にキズを発生しやすくなる。したがって、Ｎｉ量は上限を２．００％とする。
Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％
Ｎｂは、オーステナイトの低温域で未再結晶域を形成するので、その温度域で圧延を施すことにより、母材の組織の微細化、高靭化に寄与する。また、Ｎｂを含有すると、圧延・冷却後の空冷またはその後の焼戻処理により析出強化が得られる。上記効果を得るためには、Ｎｂを０．００５％以上含有する必要があり、好ましいＮｂ量は０．０１３％超えである。しかし、０．０４０％を超える量のＮｂを含有すると靭性が劣化するので、Ｎｂ量の上限は０．０４０％、好ましくは０．０３５％とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは、溶鋼が凝固する際にＴｉＮとなって析出し、溶接部におけるオーステナイトの粗大化を抑制し、溶接部の靭性向上に寄与する。しかし、Ｔｉ量が０．００５％未満ではその効果が小さく、一方、０．０２５％を超えてＴｉを含有すると、ＴｉＮが粗大化し、母材や溶接部の靭性改善効果が得られない。そこで、Ｔｉ量は０．００５〜０．０２５％とする。
Ｎ：０．００２０〜０．００５０％
Ｎは、ＴｉやＡｌと反応して析出物を形成することで、結晶粒を微細化し、母材の靭性を向上させる。また、Ｎは、溶接部の組織の粗大化を抑制するＴｉＮを形成させるために必要な元素である。これらの作用を発揮するには、Ｎを０．００２０％以上含有することが必要である。一方、０．００５０％を超えてＮを含有すると固溶Ｎが母材や溶接部の靭性を著しく低下させることから、Ｎ量の上限を０．００５０％とする。
Ｏ：０．００３０％以下
Ｏ量が０．００３０％を超えると母材の靭性が劣化するため、Ｏ量は０．００３０％以下、好ましくは０．００２０％以下とする。
Ｃｅｑ：０．５２０％以下
（１）式で規定されるＣｅｑが０．５２０％を超えると溶接性や溶接部の靭性が低下するため、Ｃｅｑは０．５２０％以下とする。好ましくは、０．５００％以下である。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５・・・（１）
ここで、［Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）である。なお、含有しない元素は０とする。
Ｔｉ／Ｎ：１．５０〜４．００
Ｔｉ／Ｎが１．５０未満では生成するＴｉＮ量が減少し、ＴｉＮとならない固溶Ｎが溶接部の靭性を低下させる。また、Ｔｉ／Ｎが４．００を超えると、ＴｉＮが粗大化し、溶接部の靭性を低下させる。従って、Ｔｉ／Ｎの範囲は１．５０〜４．００、好ましくは、１．８０〜３．５０とする。Ｔｉ／Ｎにおいて各元素は含有量（質量％）とする。
５．５［Ｃ］４／３＋１５［Ｐ］＋０．９０［Ｍｎ］＋０．１２［Ｎｉ］＋７．９［Ｎｂ］１／２＋０．５３［Ｍｏ］ ≦３．５０ ・・・（２）
但し、［Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）
（２）式の左辺の値は、中心偏析に濃化しやすい成分で構成される、中心偏析部硬さの指標であり、以下の説明ではＣｅｑ＊値と称する。ＣＴＯＤ試験は鋼板全厚での試験のため、試験片は中心偏析を含み、中心偏析での成分濃化が顕著な場合、溶接熱影響部に硬化域が生成するので良好なＣＴＯＤ特性が得られない。Ｃｅｑ＊値を適正範囲に制御することにより、中心偏析部における過度の硬度上昇を抑制でき、板厚が厚い鋼材の溶接部においても優れたＣＴＯＤ特性が得られる。Ｃｅｑ＊値の適正範囲は、実験的に求められたものであり、Ｃｅｑ＊値が３．５０を超えるとＣＴＯＤ特性が低下するので３．５０以下とする。好ましくは３．２０以下である。
以上が本発明の厚肉高張力鋼の基本成分組成で残部Ｆｅ及び不可避的不純物であるが、更に特性を向上させる場合、厚肉高張力鋼はＣｒ：０．１０〜１．００％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．００５〜０．０５０％の中から選ばれる１種または２種以上を含有することができる。
Ｃｒ：０．１０〜１．００％
Ｃｒは、母材を高強度化するのに有効な元素であり、この効果を発揮するには、Ｃｒ量は０．１０％以上であることが好ましい。しかし、過剰にＣｒを含有すると靭性に悪影響を与えるので、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ量は０．１０〜１．００％が好ましく、０．２０〜０．８０％であることがさらに好ましい。
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％
Ｍｏは、母材を高強度化するのに有効な元素であり、この効果を発揮するには、Ｍｏ量は０．０５％以上であることが好ましい。しかし、過剰にＭｏを含有すると靭性に悪影響を与えるので、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ量は０．０５〜０．５０％が好ましく、０．０８〜０．４０％であることがさらに好ましい。
Ｖ：０．００５〜０．０５０％
Ｖは、０．００５％以上の含有で母材の強度と靭性の向上に有効な元素である。Ｖの含有量が０．０５０％を超えると靭性の低下を招くので、Ｖを含有する場合、Ｖ量は０．００５〜０．０５０％であることが好ましい。
また、本発明では、上記した成分に加えて、更にＣａ：０．０００５〜０．００５０％を含有することができる。
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｃａは、Ｓを固定することによって靭性を向上させる元素である。この効果を得るためには、Ｃａ量を少なくとも０．０００５％にする必要がある。しかし、０．００５０％を超える量のＣａを含有しても、Ｃａを含有することにより奏する上記効果は飽和するため、Ｃａ量は０．０００５〜０．００５０％とすることが好ましい。
０＜｛［Ｃａ］−（０．１８＋１３０×［Ｃａ］）×［Ｏ］｝／１．２５／［Ｓ］＜１．００ ・・・（４）ここで、［Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）。
｛［Ｃａ］−（０．１８＋１３０×［Ｃａ］）×［Ｏ］｝／１．２５／［Ｓ］は、硫化物の形態制御に有効なＣａとＳの原子濃度の比を示す値で、ＡＣＲ（Ａｔｏｍｉｃ Ｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｉｏｎ Ｒａｔｉｏ）とも称される。この値により硫化物の形態を推定することができ、高温でも溶解しないフェライト変態生成核ＣａＳを微細分散させるためにＡＣＲの範囲を規定する。式（４）において［Ｃａ］、［Ｓ］、［Ｏ］は、各元素の含有量（質量％）を示す。
ＡＣＲ値が０以下の場合、ＣａＳが晶出しない。そのため、Ｓは、ＭｎＳ単独の形態で析出するので、溶接熱影響部でのフェライト生成核が得られない。また、単独で析出したＭｎＳは、圧延時に伸長されて、母材の靭性低下を引き起こす。
一方、ＡＣＲ値が１．０以上の場合には、Ｓが完全にＣａによって固定され、フェライト生成核として働くＭｎＳがＣａＳ上に析出しなくなるため、複合硫化物がフェライト生成核の微細分散を実現することができなくなるので、靭性向上効果が得られない。
ＡＣＲ値が０超え、１．０未満の場合には、ＣａＳ上にＭｎＳが析出して複合硫化物を形成し、フェライト生成核として有効に機能することができる。なお、ＡＣＲ値は、好ましくは０．２０から０．８０の範囲である。
２．硬さ分布
ＨＶｍａｘ／ＨＶａｖｅ≦１．３５＋０．００６／［Ｃ］−ｔ／５００ ・・・（３）
ＨＶｍａｘは中心偏析部のビッカース硬さの最大値、ＨＶａｖｅは表裏面から板厚の１／４までと中心偏析部とを除く部分のビッカース硬さの平均値、［Ｃ］はＣ含有量（質量％）、ｔは板厚（ｍｍ）を示す。ＨＶｍａｘ／ＨＶａｖｅは中心偏析部の硬さを表す無次元パラメータで、その値が１．３５＋０．００６／［Ｃ］−ｔ／５００で求まる値より高くなるとＣＴＯＤ値が低下するため、１．３５＋０．００６／［Ｃ］−ｔ／５００以下とする。望ましくは、１．２５＋０．００６／［Ｃ］−ｔ／５００以下とする。
ＨＶｍａｘは中心偏析部の硬さで、板厚方向に、中心偏析部を含む（板厚／４０）ｍｍの範囲をビッカース硬さ試験機（荷重１０ｋｇｆ）で板厚方向に０．２５ｍｍ間隔となるように測定し、得られた測定値の中の最大値とする。また、ＨＶａｖｅは硬さの平均値で、表面から板厚の１／４の位置と、裏面から板厚の１／４の位置との間で中心偏析部を除く範囲を、ビッカース硬さ試験機の荷重９８Ｎ（１０ｋｇｆ）で板厚方向に一定間隔（たとえば１〜２ｍｍ）で測定した値の平均値とする。
中心偏析を軽減するための鋳造条件の選択や、偏析しやすい合金元素を極力制限すること、また圧延条件においては板厚中心部に粗大なベイナイト組織を生成させないために、低温加熱および低温仕上げ圧延を採用することで、式（３）の条件を満たしやすくなる。
続いて、本発明の厚肉高張力鋼の組織について説明する。本発明の厚肉高張力鋼の組織は、主に、１０ｖｏｌ％以上のアシキュラーフェライト、５〜５０ｖｏｌ％のベイナイト、１０ｖｏｌ％以下のポリゴナルフェライトから構成される。
アシキュラーフェライト：１０ｖｏｌ％以上
アシキュラーフェライトの量が１０ｖｏｌ％以上であれば母材の強度およびじ靱性確保という理由で好ましい。
ベイナイト：５〜５０ｖｏｌ％
ベイナイトの量が５ｖｏｌ％以上であれば高強度という理由で好ましく、５０ｖｏｌ％以下であれば母材靱性の確保という理由で好ましい。
ポリゴナルフェライト：１０ｖｏｌ％以下
ポリゴナルフェライトの量が１０ｖｏｌ％以下であれば高強度という理由で好ましい。
上記以外の組織としては、島状マルテンサイト、パーライト、セメンタイト等が挙げられ、これらの組織の量は、合計で１０ｖｏｌ％以下であることが好ましい。
また、上記各組織の量は、厚肉高張力鋼の板厚１／4位置の部分を測定対象とし、走査電子顕微鏡の写真を画像解析による方法で測定した量（ｖｏｌ％）を意味する。
本発明鋼は以下に説明する製造方法で製造することが好ましい。上記の成分組成を有する鋼を原料として用い、以下の好ましい条件で製造することにより、上記式（３）を満たす傾向にある。
本発明範囲内の成分組成に調整した溶鋼を転炉、電気炉、真空溶解炉などを用いた通常の方法で溶製し、次いで、連続鋳造の工程を経てスラブとした後、熱間圧延により所望の板厚とし、その後冷却し、焼戻し処理を施す。熱間圧延ではスラブ加熱温度、圧下率、仕上げ温度、熱間圧延後の冷却速度、焼戻し温度を規定する。
なお、本発明において、特に記載しない限り、鋼板の温度条件は、鋼板の板厚中心部の温度で規定するものとする。板厚中心部の温度は、板厚、表面温度および冷却条件などから、シミュレーション計算などにより求められる。たとえば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、板厚中心部の温度を求めることができる。
スラブ加熱温度：１０３０〜１２００℃
スラブ加熱温度は、スラブに存在する鋳造欠陥を熱間圧延によって着実に圧着させるため１０３０℃以上とする。また、スラブ加熱温度が１２００℃を超えると凝固時に析出したＴｉＮが粗大化し、母材や溶接部の靭性が低下するため、スラブ加熱温度の上限を１２００℃とする。
９５０℃以上の温度域における熱間圧延の累積圧下率：３０％以上
オーステナイト粒を再結晶により微細なミクロ組織とするため、９５０℃以上の温度域における熱間圧延の累積圧下率を３０％以上とする。上記累積圧下率が３０％未満では、加熱時に生成した異常粗大粒が残存して、母材の靭性に悪影響を及ぼす。
９５０℃未満の温度域における熱間圧延の累積圧下率：３０〜７０％
この温度域で圧延されたオーステナイト粒は十分に再結晶しないため、圧延後のオーステナイト粒は偏平に変形したままで、内部に変形帯などの欠陥を多量に含む内部歪の高い状態となる。これらは、フェライト変態の駆動力として働き、フェライト変態を促進する。
しかし、９５０℃未満の温度域における熱間圧延の累積圧下率が３０％未満では、内部歪による内部エネルギーの蓄積が十分でないためフェライト変態が起こりにくく母材の靭性が低下する。一方、上記累積圧下率が７０％を超えると、ポリゴナルフェライトの生成が促進されて、高強度と高靭性が両立しない。
仕上げ温度：６５０〜７９０℃
熱間圧延における仕上げ温度が６５０℃以上であれば母材強度・靱性の確保という理由で好ましく、７９０℃以下であれば母材靱性の向上という理由で好ましい。特に、本発明においては、仕上げ温度が７００〜７８０℃の範囲にあることが好ましい。
６００℃以下まで冷却速度：１．０℃／ｓ以上
熱間圧延後、冷却速度１．０℃／ｓ以上で、６００℃以下の任意の温度まで加速冷却する。冷却速度が１℃／ｓ未満では十分な母材の強度が得られない。また、６００℃より高い温度で冷却を停止すると、フェライト＋パーライト組織の分率（全組織におけるフェライト量（ｖｏｌ％）とパーライト量（ｖｏｌ％）の合計の存在割合）が高くなり、高強度と高靭性が両立しない。また、本発明においては、冷却停止温度が２８０℃未満であることが母材の高強度化という理由で好ましく、２５０℃以下が特に好ましい。なお、加速冷却の停止温度の下限は特に限定されるものではない。
焼戻し温度：４５０℃〜６５０℃
４５０℃未満の焼戻し温度では十分な焼戻しの効果が得られない。一方、６５０℃を超える温度で焼戻しを行うと、炭窒化物及びＣｕ析出物が粗大に析出し、靭性が低下するため、また、強度の低下を引き起こすこともあるため、好ましくない。また、焼戻しは誘導加熱により行うことにより焼戻し時の炭化物の粗大化が抑制されるためより好ましい。その場合は、差分法などのシミュレーションによって計算される鋼板の中心温度が４５０℃〜６５０℃となるようにする。
本発明鋼は、溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、更に、高温でも溶解しないフェライト変態生成核を微細に分散させることで、溶接熱影響部の組織を微細化するので、高い靭性が得られる。また、多層溶接時の熱サイクルにより２相域に再加熱される領域においても、最初の溶接により溶接熱影響部の組織が微細化されているので２相域再加熱領域で未変態領域の靭性が向上し、再変態するオーステナイト粒も微細化し、靭性の低下度合いを小さくすることが可能である。
表１に示した成分組成を有するＮｏ．Ａ〜Ａ１の連続鋳造スラブを製造した後、熱間圧延と熱処理を行い、厚さが５０ｍｍ〜１００ｍｍの厚鋼板を製造した。
なお、Ｐの量が０．００５％以下のスラブ素材については、連続鋳造法において軽圧下を行ったり、連続鋳造機の下流側で電磁攪拌を行ったりして、意図的に偏析を低下させた。
全ての鋼について、組織観察を行った。発明例の鋼の組織は、主に、１０ｖｏｌ％以上のアシキュラーフェライト、５〜５０ｖｏｌ％のベイナイト、１０ｖｏｌ％以下のポリゴナルフェライトから構成される。比較例の鋼の組織は、アシキュラーフェライトの割合、ベイナイトの割合、ポリゴナルフェライトの割合のいずれかが本発明の範囲外である。
母材の評価は、降伏応力（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）及び−４０℃における吸収エネルギーｖＥ−４０℃を用いて行った。降伏応力（ＹＰ）および引張強さ（ＴＳ）は、鋼板の板厚の１／２位置より試験片の長手方向が鋼板の圧延方向と垂直になるように採取したＪＩＳ４号試験片を用いて測定した。また、−４０℃における吸収エネルギーｖＥ−４０℃は、鋼板の板厚の１／２位置より試験片の長手方向が鋼板の圧延方向と垂直になるように採取したＪＩＳ Ｖノッチ試験片を用い、シャルピー衝撃試験で測定した。ＹＰ≧４２０ＭＰａ、ＴＳ≧５２０ＭＰａおよびｖＥ−４０℃≧２００Ｊの全てを満たすものを母材特性が良好と評価した。
溶接部靭性の評価は、−４０℃の温度における吸収エネルギーｖＥ−４０℃、−１０℃におけるＣＴＯＤ値であるδ−１０℃を用いて行った。−４０℃の温度における吸収エネルギーｖＥ−４０℃は、Ｋ型開先を用いて、溶接入熱４５〜５０ｋＪ／ｃｍのサブマージアーク溶接による多層盛溶接継手を作製し、鋼板の板厚の１／４位置のストレート側の溶接ボンド部をシャルピー衝撃試験のノッチ位置とした試験片を用いて測定した。３本の平均がｖＥ−４０℃≧１５０Ｊを満足するものを溶接部継手靭性が良好と判断した。−１０℃におけるＣＴＯＤ値であるδ−１０℃は、ストレート側の溶接ボンド部を三点曲げＣＴＯＤ試験片のノッチ位置とした試験片を用いて行った。試験数量３本のうちＣＴＯＤ値（δ−１０℃）の最小値が０．７０ｍｍ以上である場合を、溶接継手のＣＴＯＤ特性が良好と判断した。
溶接部靭性の評価（溶接ボンド部のシャルピー衝撃試験および溶接ボンド部の三点曲げＣＴＯＤ試験）は、一部を除いて上記母材特性が良好と評価された鋼板について実施した。
表２に熱間圧延条件、熱処理条件と共に母材特性及び上記溶接部のシャルピー衝撃試験結果とＣＴＯＤ試験結果を示す。
鋼Ａ〜Ｅは発明例で、鋼Ｆ〜Ｚは成分組成のいずれかが本発明範囲外の比較例である。鋼Ａ１を用いた比較例のＮｏ．３２は成分組成は本発明範囲内であるが、ＨＶｍａｘ／ＨＶａｖｅ ≦ １．３５＋０．００６／［Ｃ］−ｔ／５００を満足しなかった。Ｎｏ．１、２、５，６，８，１１は、いずれも本発明例で、目標を満足する溶接ボンド部のシャルピー衝撃試験結果および溶接ボンド部の三点曲げＣＴＯＤ試験結果が得られている。
一方、実施例３、４、７、９、１０、１２〜３２は鋼組成および／または製造条件が本発明範囲外で母材特性または溶接ボンド部のシャルピー衝撃試験結果および溶接ボンド部の三点曲げＣＴＯＤ試験結果が目標を満足しなかった。鋼Ａ１を用いた実施例Ｎｏ．３２は成分組成は本発明範囲内であるが、ＨＶｍａｘ／ＨＶａｖｅ ≦ １．３５＋０．００６／［Ｃ］−ｔ／５００を満足しなかった例で、溶接ボンド部のシャルピー衝撃試験結果および溶接ボンド部の三点曲げＣＴＯＤ試験結果が目標を満足しなかった。
Figure 0005846311
Figure 0005846311

Claims (3)

  1. 質量％で、Ｃ：０．０２０〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０１〜０．３５％、Ｍｎ：１．２０〜２．３０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００３５％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｃｕ：０．７０〜１．５０％、Ｎｉ：０．４０〜２．００％，Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％、Ｔｉ：０．００８〜０．０２５％、Ｎ：０．００２０〜０．００５０％、Ｏ：０．００３０％以下を含有し、更に、質量％で、Ｃｒ：０．１０〜１．００％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．００５〜０．０５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％の中から選ばれる１種または２種以上を含有し、（１）式で規定されるＣｅｑ：０．５２０％以下、Ｔｉ／Ｎ（質量比）：１．５０〜４．００、並びに、（２）式を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板の中心偏析部の硬さが（３）式を満足することを特徴とする溶接熱影響部ＣＴＯＤ特性に優れた厚肉高張力鋼。
    Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５・・・（１）
    ５．５［Ｃ］４／３＋１５［Ｐ］＋０．９０［Ｍｎ］＋０．１２［Ｎｉ］＋７．９［Ｎｂ］１／２＋０．５３［Ｍｏ］ ≦３．５０ ・・・（２）
    ここで、［Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）であり、含有しない元素は０とする。
    ＨＶｍａｘ／ＨＶａｖｅ ≦ １．３５＋０．００６／［Ｃ］−ｔ／５００ ・・・（３）
    ＨＶｍａｘは中心偏析部のビッカース硬さの最大値、ＨＶａｖｅは表裏面から板厚の１／４までと中心偏析部とを除く部分のビッカース硬さの平均値、［Ｃ］はＣ含有量（質量％）、ｔは鋼板の板厚（ｍｍ）。
  2. 下記（４）式を満たすことを特徴とする、請求項１に記載の溶接熱影響部ＣＴＯＤ特性に優れた厚肉高張力鋼。
    ０＜｛［Ｃａ］−（０．１８＋１３０×［Ｃａ］）×［Ｏ］｝／１．２５／［Ｓ］＜１．００ ・・・（４）
    ここで、［Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）。
  3. 請求項１又は２に記載の厚肉高張力鋼の製造方法であって、
    鋼を１０３０〜１２００℃に加熱後、９５０℃以上の温度域における累積圧下率が３０％以上、９５０℃未満の温度域における累積圧下率が３０〜７０％となる熱間圧延を施し、その後、６００℃以下までを冷却速度１．０℃／ｓ以上で加速冷却後、４５０〜６５０℃に焼戻し処理を施すことを特徴とする溶接熱影響部ＣＴＯＤ特性に優れた厚肉高張力鋼の製造方法。
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